高碳高铬耐磨堆焊合金组织及性能

何 芹，徐 强，熊 中，支红旭，王 艳

（西华大学材料科学与工程学院，四川成都610039）

高碳高铬耐磨堆焊合金组织及性能

何 芹，徐 强，熊 中，支红旭，王 艳

（西华大学材料科学与工程学院，四川成都610039）

通过焊条电弧堆焊的方式形成高碳高铬（Fe-Cr-C）耐磨合金堆焊层，分析不同碳含量对堆焊层组织、硬质相及耐磨性能的影响。结果表明：堆焊金属的组织主要为M+A+C共+C初，初生碳化物类型为M7C3；随着碳含量的增加，初生碳化物的含量增加，且其生长方向趋于垂直于母材表面；堆焊层硬度随碳含量的增加而增加，但耐磨性在碳含量达一定程度（w（C）＞5.6％）时反而降低。

碳含量；碳化物；显微组织；硬度；耐磨性

0 前言

高碳高铬（Fe-Cr-C）耐磨堆焊合金硬度高、耐磨性好，近年来已被广泛用于冶金、化工、矿山等领域承受低应力磨料磨损的设备上，如料斗、立磨磨辊及磨盘等。金属材料的耐磨性与其微观组织密切相关，就堆焊金属而言，耐磨性不仅取决于硬质相的类型、数量和分布，还受基体形态和性质的影响。研究普遍认为[1-2]，Fe-Cr-C系堆焊合金的耐磨机制通常是利用初生碳化物M7C3作为主要硬质相配合具有较高硬度的过共晶基体实现优良的耐磨性能。为了追求更高的耐磨性能，目前采取的主要措施为增加碳的含量以形成更多的碳化物硬质相。不同的碳含量又是如何影响耐磨性能的呢？关于这方面的报道并不多见，因为焊接材料多由企业自主研发，成熟技术得不到公开，这不仅影响了选材，更阻碍了焊接材料的发展。为了解碳对堆焊层组织及耐磨性的影响，本研究自制焊条进行堆焊试验，分析堆焊金属的组织、硬质相的类型及磨损性能，旨在为提高Fe-Cr-C堆焊材料的耐磨性能提供参考。

1 试验方法

采用H08A焊芯，直径4 mm，以Ti-Ca渣系配制Fe-Cr-C焊条，药皮配方由Cr、Fe、C元素及一些矿物质按比例混合而成，堆焊试验在ZX7-400焊机上进行，堆焊电流170±10 A，电压26±2 V，堆焊4层，堆焊表层化学成分如表1所示，1#～4#试样碳含量逐渐增加。

用10％铬酸酐水溶液电解腐蚀出堆焊层组织，

并在OLYMPUS光学显微镜下观察堆焊层横截面组织；在S-3400N型扫描电镜（SEM）下分析碳化物形貌，用Oxford能谱仪（EDS）分析微区成分；利用HR-150A洛氏硬度计在堆焊表层取5点测试其硬度，试验结果取平均值；采用D/MAX-2500/PC X射线衍射仪对堆焊层进行相结构分析。

表1 堆焊金属主要化学成分Tab.1Chemical component of deposited metal％

在MLS-225型湿式橡胶轮磨损试验机上进行磨损试验，试样尺寸57 mm×25 mm×5 mm，试验面在表层焊道上。试验时外加载荷5 kg，橡胶轮转速240 r/min，磨料为-40～70目石英砂，预磨1 000 r后在精度为1‱的天平上称重，正式试验为1 200 r，然后再称重，两次质量差为磨损失重，并与Q235钢对比，作为试样相对耐磨性。

2 试验结果和分析

2.1 显微组织

堆焊金属表层横截面金相组织如图1所示，可见1#～4#堆焊金属的微观组织主要为马氏体+残余奥氏体+碳化物（初生碳化物+共晶碳化物）。

图1 堆焊合金显微组织Fig.1Microstructure of the cross-section of deposited metal

初生碳化物呈亮白色，横截面为六边形，纵截面呈纤维杆状（见图2）。进一步对初生碳化物进行EDS分析，结果如表2所示，所有试样的初生碳化物类型均属M7C3型，即（Fe，Cr）7C3。在初生碳化物的周围存在着许多细小的虫状或小块状的碳化物，这些细小的碳化物为共晶碳化物，依附在初生碳化物的周围生长，主要是以初生碳化物为晶核而形核长大；除初生碳化物和共晶碳化物，还可观察到黑色的斑点状组织为残余奥氏体，它与隐针马氏体一起组成基体组织，这样的组织有利于改善堆焊金属的韧性，提高其抗裂性，强化基体，提高耐磨性[3-4]。

比较图1可知，随着堆焊层中碳含量的增加，堆焊金属中初生碳化物的密度增加，颗粒度变大，即初生碳化物含量增加。1#、2#试样碳含量分别为3.8％和4.5％，靠近共晶成分，焊缝金属冷却结晶时初生碳化物颗粒少，分布稀疏，其生长方向有部分与母材表面垂直，也有斜向生长，见图1a和图1b；3#试样碳含量较高，由图1c可见，初生碳化物颗

粒较均匀，数量较多，初生碳化物的生长方向基本与母材表面垂直，根据文献[5]报道，碳化物定向生长有利于提高耐磨性能。4#试样焊丝碳含量高达6.5％，堆焊金属冷却结晶时，液相中析出较多的块状初生碳化物，碳化物体积大、总量多，垂直于母材表面成定向生长。

表2 初生碳化物微区成分分析（原子分数）Tab.2Component of the primary carbide％

图2 初生碳化物纵截面SEM形貌Fig.2SEM of the 3#deposited metal longitudinal section

2.2 硬度

一般认为，堆焊金属中碳及合金元素含量越高，堆焊金属硬度越高，表3数据也反映了此规律。1#试样与4#试样相比，在铬含量相差不大的情况下，1#试样的宏观硬度为58.2 HRC，而4#试样的宏观硬度为65.5 HRC，由图1可知后者的初生碳化物数量相比前者明显增多，碳化物（Fe，Cr）7C3的横截面硬度为1616.0HV，纵截面硬度1 186.1HV[6]，另外随着含碳量的增加，碳化物的生长趋于一致，有利于增加显微硬度；所以含碳量越高，堆焊层的硬度越高。

表3 堆焊合金的宏观硬度（HRC,平均值）Tab.3Hardness of deposited metals

2.3 耐磨性

耐磨性试验结果如表4所示，试验堆焊合金的耐磨性明显优于Q235钢。湿式橡胶轮磨损试验中堆焊金属主要承受微观切削，在切应力的作用下，硬质相（Fe，Cr）7C3主要起抗磨损骨架的作用，基体在抗裂纹形成和扩展的同时，对硬质相还起到支撑作用[7]，因此，硬质相和基体的良好匹配能够有效阻碍微观切削，提高试样的耐磨性。本研究堆焊金属基体组织为马氏体和奥氏体的混和组织，是一种理想的耐磨基体[8]。试验中硬质相碳化物对堆焊合金的耐磨性贡献很大，高硬度的碳化物以单体存在，能有效抵御石英砂磨粒的连续切削，保护基体。

表4 湿砂（SiO2）橡胶轮磨损试验结果(平均值，保留小数点后四位有效数字)Tab.4Results of wear tests with damp quartzite rubber wheel

比较表4可知，不同含碳量堆焊合金的耐磨性存在较大差异，在碳含量较低时耐磨性随碳含量的增加而增加，但当碳含量达一定值时（w（C）=5.6％），碳含量增加，耐磨性反而降低。碳是形成碳化物的主要元素，碳化物对耐磨性的影响与其尺寸、分布和形态有关。1#、2#试样碳含量低，初生碳化数量较少，碳化物不足且其生长方向杂乱而不能起到良好的抵抗作用，耐磨性降低；4#试样耐磨性最低，主要是由于合金体系中碳含量过高，初生碳化物的数量过多，基体较弱。碳化物是硬、脆相，在磨料的挤压和削蚀作用下，碳化物因缺少基体强有力的支撑易发生破碎而脱落，从而导致耐磨性急剧降低。3#试样中碳化物数量多，且呈杆状（碳化物成长方向垂直于磨损面）均匀分布，磨损过程中硬质相-基体界面处形成裂纹所需的应力集中就大[8-10]，硬质相颗粒不易脱离集体，耐磨性好。由此可见，对于Fe-Cr-C系高碳、高铬耐磨堆焊合金，通过调整C含量控制基体与耐磨相在熔敷金属中的相对量至关重要。

由磨损试验可知，M7C3型碳化物的抗磨损骨架作用有效地提高了试样的耐磨性，但M7C3是硬脆

相，磨损过程中碳化物的断裂和脱落也会加速试样的磨损，在这对矛盾的因素中，基体金属与碳化物的匹配尤其重要。

3 结论

（1）堆焊金属组织主要为M+A+C共+C初（C共为共晶碳化物、C初为初生碳化物），初生碳化物类型属M7C3型复合碳化物；随着含碳量的增加，初生碳化物的密度增加，颗粒度变大，即初生碳化物的含量增加，且初生碳化物的成长方向逐渐趋于与母材表面垂直。

（2）随着堆焊金属中碳含量的增加，硬度逐渐增加；但堆焊金属的耐磨性与硬度没有简单的对应关系，当碳含量较低时（w（C）＜5.6％），耐磨性随碳含量的增加而增加，当碳含量高到一定程度时，耐磨性反而降低。

[1]Atamert S，Bhadeshia H K D H.Microstructure and stability of Fe-Cr-Chardfacingalloys[J].MaterialsScienceandEngineering，1990，130（3）：101-111.

[2]王清宝，王智慧.Fe-Cr-C系高耐磨堆焊合金组织及性能[J].焊接学报，2004，25（6）：119-124.

[3]杨威，魏建军，黄智泉.Fe-Cr-C系高碳高铬耐磨堆焊合金微观组织分析[J].焊接学报，2007，28（3）：85-88.

[4]肖逸锋，陈愚，龚建勋，等.Fe-Cr-C系药芯焊丝耐磨堆焊层的组织和性能[J].热加工工艺，2008，37（11）：1-3.

[5]王智慧，王清宝.Fe-Cr-C耐磨堆焊合金中初生碳化物生长方向的控制[J].焊接学报，2004，25（1）：103-110.

[6]魏建军，黄智泉，杨威.高碳高铬铸铁堆焊合金组织分析[J].焊接学报，2008，29（3）：145-148.

[7]Dwived D K.Microstructure and abrasive wear behavior of iron base hardfacing[J].Material Science and Technology，2004，20（4）：1326-1334.

[8]王智慧，贺定勇，蒋建敏，等.Fe-Cr-C耐磨堆焊合金磨粒磨损行为[J].焊接学报，2010，31（11）：73-76.

[9]杨庆祥，周野飞，杨育林，等.Fe-Cr-C系耐磨堆焊合金研究进展[J].燕山大学学报，2014，38（3）：189-196.

[10]王清宝，王智慧，李世敏.高碳型Fe-Cr-C耐磨堆焊合金显微组织研究[J].机械工程材料，2004，28（10）：23-25.

Microstructure and wear performance of Fe-Cr-C hardfacing alloy

HE Qin，XU Qiang，XIONG Zhong，ZHI Hongxu，WANG Yan
（College of Material Science and Engineering，Xihua University，Chengdu 610039，China）

Fe-Cr-C hardfacing alloy prepared by shielded metal arc welding（SMAW），was studied by analyzing the influence of carbon content on microstructure，hard phase and wear performance.The results indicate that the microstructure of the deposited metal consists of martensite，austenite and carbides（primarycarbide and eutectic carbide），and the type ofprimarycarbide is M7C3.The content ofprimary carbide increases as the carbon content in deposited metals increases，and their growth direction tends tobe perpendicular tothe base metal.The hardness ofdeposited metals increases alongwith the increase ofcarbon content.However，its wear resistance does not completelyaccord with the tendencyofhardness.It decreases after the carbon content reaches up toabout 5.6％.

carbon content；carbides；microstructure；hardness；wear performance

TG406

A

1001-2303（2016）09-0020-04

10.7512/j.issn.1001-2303.2016.09.05

2016-03-03；

2016-07-13

四川省教育厅重点项目（13ZA0030）；汽车高性能材料及成形技术四川省高校重点实验室开放基金（szjj2015-090）；2015省级大学生创新创业训练计划（201510623002）

何芹（1992—），女，四川巴中人，在读硕士，主要从事先进连接技术的研究。